Zdravko Praunseis1, Masao Toyoda2, Alojz Kri`man1, Mitsuru Ohata2
1Univerza v Mariboru, Fakulteta za strojni{tvo, Smetanova 17, 2000 Maribor, Slovenija 2Osaka University, Faculty of Engineering, Yamadaoka 2-1, 565-0871 Osaka, Japonska
zdravko.praunseis@uni-mb.si
Prejem rokopisa - received: 2001-01-26; sprejem za objavo - accepted for publication: 2001-02-27
Martenzitno-avstenitne sestavine v varu in na toplotno vplivanem podro~ju drasti~no zmanj{ujejo lomno `ilavost zvara. Zaradi tega je treba posebno pozornost nameniti nastanku teh sestavin pri ve~varkovnem varjenju visokotrdnostnih jekel z visoko vneseno energijo. V ~lanku je opisan vpliv martenzitno-avstenitnih sestavin na lomno `ilavost, metalur{ke zna~ilnosti le-teh ter njihovo prepre~evanje in odpravljanje v zvarih.
Klju~ne besede: varjenje v za{~iti plina, visokotrdnostna malolegirana konstrukcijska jekla, mikrostruktura, martenzitno- avstenitne strukturne faze, var, toplotno vplivano podro~je, hitrost ohlajevanja
The existence of martensite-austenite constituents in the weld metal and heat-affected zone seriously reduces the fracture toughness of the welded joint. Therefore, we have investigated the formation of the martensite-austenite constituents when high- strength low-alloy steel is welded with a high heat input or using multi-pass welding. This paper deals with the effects of martensite-austenite constituents on the fracture toughness, the metallurgical features of the martensite-austenite constituents, and the prevention and elimination of the martensite-austenite constituents in the welded joints.
Key words: arc welding, high-strength low-alloy steels, microstructure, martensite-austenite constituents, weld metal, heat- affected zone, cooling rate
Kratice
ASTM ameri{ko zdru`enje za preizkuse in materiale
CTOD odpiranje konice razpoke TVP toplotno vplivano podro~je GZ TVP grobozrnato TVP
LKP lokalno krhko podro~je
MAG postopek varjenja v za{~itni atmosferi plina CO2
M-A martenzitno-avstenitne strukturne faze MK FZ TVP medkriti~no segreto finozrnato TVP MK GZ TVP medkriti~no segreto grobozrnato TVP MK TVP medkriti~no TVP
TMO termomehansko obdelano jeklo OM osnovni material
PK GZ TVP podkriti~no segreto grobozrnato TVP SENB upogibni preizku{anec z enostransko
zarezo (Single Edge Notch Bend) VTML visokotrdnostna malolegirana
konstrukcijska jekla
1 UVOD
Z raziskavami 1-8je bilo ugotovljeno, da mikrostruk- turne sestavine M-A (angl.: M-A constituents) v varu in na TVP drasti~no zmanj{ujejo CTOD (angl.: Crack tip
opening displacement) oz. lomno `ilavost zvarnega spoja, ker povzro~ijo nastanek LKP. Sestavine M-A so opazne v ve~varkovnem varu in so posebej izrazite na TVP.
Pri enovarkovnem varjenju je nastanek sestavin M-A na GZ TVP odvisen od ~asa ohlajevanja ∆t8/5 zvara oziroma mikrostrukture, ki je v tem ~asu nastala. Lomna
`ilavost GZ TVP se mo~no zmanj{uje z dalj{anjem ~asa
∆t8/5 ≥ 20 s glede na spremembo mikrostrukture iz homogene martenzitno - bainitne v heterogeno s primar- nim feritom in usmerjenim feritom znotraj grobega zrna.
Pri tem grobo zrno izrazito raste. Dele` sestavin M-A se znatno pove~uje z dalj{anjem ohlajevalnega ~asa zvara
∆t8/5.
Pri ve~varkovnem varjenju je lomna `ilavost GZ TVP odvisna od vi{ine temperature (Tm), na katero je bilo podro~je GZ TVP ponovno segreto, in ~asa ∆t8/5
(slika 1). Karakteristi~ne mikrostrukture s sestavinami M-A v realnem ve~varkovnem varu in na TVP zvarnega spoja prikazujeslika 2.
Najbolj se lomna `ilavost zaradi pove~anega nastanka sestavin M-A lokalno poslab{a na podro~ju MKGZ TVP v delu GZ TVP, ki je bilo ponovno segreto na medkri- ti~no temperaturo med Ac1 in Ac3 zaradi termi~nega vpliva naslednjega varka. Pri kraj{ih ~asih ∆t8/5≤ 6 s je vpliv maksimalne temperature ponovnega segretja GZ
TVP na zmanj{evanje lomne `ilavosti MKGZ TVP najbolj izrazit do temperature Tm= 750 °C. Z dalj{anjem
~asa ∆t8/5pa se lomna `ilavost MKGZ TVP {e dodatno poslab{a v celotnem temperaturnem intervalu Tm med Ac1 in Ac3. Nastajanje sestavin M-A je najbolj inten- zivno pri ve~varkovnem varjenju VTML z veliko vne{eno energijo.
2 METALUR[KE ZNA^ILNOSTI SESTAVIN M-A
Sestavine M-A lahko morfolo{ko razdelimo na plo{~ate in masivne (slika 3). Izoblikovanje teh sestavin je odvisno od ~asa ohlajevanja (∆t8/5) oziroma kaljivosti jekla. Sestavine M-A nastajajo med ohlajevanjem zvarnega spoja iz avstenita v kon~ni fazi transformacije.
Ugotovljeno je bilo, da je njihovo nastajanje v tesni povezavi z rastjo ferita med ohlajevanjem ter kaljivostjo jekla.
Pri jeklih z veliko kaljivostjo se fazeα ne da izobli- kovati niti pri dalj{ih ~asih∆t8/5(≈500 s), in tako sestavi- ne M-A nastajajo med letvastimi fazamiα v kristalnem zrnu. Nasprotno, pri jeklih z manj{o kaljivostjo se mikrostrukture α izoblikujejo po kristalnih mejah in se letvasta faza α ne pojavi niti pri ~asih ∆t8/5 ≥ 200 s.
Takrat nastane veliko {tevilo masivnih sestavin M-A5,7.
Rast mej mikrostrukturαin interkristalnih podolgovatih mikrostruktur α je bolj intenzivno (manj ovirano) pri jeklih z manj{o kaljivostjo. V trenutku, ko se interkri- stalne podolgovate mikrostruktureαsre~ajo, ostane med njimi nespremenjeno masivne oblike podro~je γ, iz katerega se izoblikujejo masivne sestavine M-A. Za te sestavine je zna~ilna velika koncentracija ogljika (≈1%) in trdota (≈700 - 900 HV). Vsebnost ogljika v masivnih sestavinah M-A, ki so se izoblikovale na TVP VTML je odvisna od ~asa∆t8/5in je lahko tudi do 10-krat ve~ja od vsebnosti ogljika v matrici ferita in osnovnega materiala (slika 4).
Vsebnost ogljika in Ni se pove~uje z dalj{anjem ~asa
∆t8/5. Znano je, da je trdota martenzita odvisna od vsebnosti ogljika. Zaradi tega se trdota sestavin M-A pove~uje z ve~anjem vsebnosti ogljika (slika 5).
Navadno je trdota masivnih sestavin M-A (950 HV) ve~ja od trdote plo{~atih (700 HV) 5,8. Vsebnost ogljika in s tem trdoto teh sestavin lahko znatno zmanj{amo s toplotno obdelavo po varjenju (segrevanje od 300 - 450
°C). Zaradi velike lokalne trdnostne neenakosti med osnovno matrico in sestavino M-A se pod vplivom natezne napetosti ob tej sestavini pove~a koncentracija plasti~nih deformacij, kar v veliki meri lahko vpliva na lomno vedenje zvarnega spoja, saj se krhka sestavina M-A kmalu prelomi in s tem spro`i krhki lom (nastopi
Slika 1:Porazdelitev mikrostruktur na TVP ve~varkovnega zvarnega spoja Figure 1:Distribution of microstructures in HAZ of welded joint
b
Slika 2.1: Grobo zrnato toplotno vplivano podro~je a) z velikostjo kristalnega zrna 4 po ASTM. Na sliki b) pri ve~ji pove~avi (500-krat) je podkriti~no segreto grobozrnato TVP (PK GZ TVP - Slika 1) z bainitno mikrostrukturo8
Figure 2.1:Coarse grain HAZ a) with ASTM 4 grains. In Fig. b) at higher magnification (500 x) subcritical coarse grain HAZ (SC CG HAZ - Figure 1) is shown with bainitic microstructure8
a
b
Slika 2.4:Feritno - bainitna mikrostruktura v mehkem korenu ve~var- kovnem varu a) s porazdeljenimi krhkimi sestavinami M-A po kristalnih mejah feritnih zrn b)8
Figure 2.4:Ferritic-bainitic microstructure of soft root weld metal a) with distributed brittle M-A constituents along ferrite grain boundaries b)8
a
b
Slika 2.2:Toplotno vplivano podro~je a), segreto na medkriti~no temperaturo med Ac1in Ac3(MK TVP -slika 1). Pri ve~ji pove~avi b) je vidno podro~je delne premene v avstenit, iz katerega so nastale mikrostrukturne sestavine M-A8
Figure 2.2:HAZ a), heated at intercritical temperature between Ac1in Ac3(Inter Critical HAZ -Figure 1). At higher magnification b) the region of partial transformation to austenite, from which M-A constituents are formed, can be seen8
b
Slika 2.3:Grobozrnato TVP a) z mikrostrukturo iz bainita in marten- zita, ki je bila ponovno segreta na temperaturo med Ac1in Ac3(t. i.
MK GZ TVP - Slika 1) s porazdelitvijo krhkih sestavin M-A po kristalni meji (ASTM 4) zrna bainita b)8
Figure 2.3: CG HAZ a) with bainitic-martensitic microstructure, which was subsequently heated at a temperature between Ac1and Ac3 i.e. (IC CG HAZ-Figure 1) with distributed brittle M-A constituents along grain boundaries of primary grains (ASTM 4) with directed bainitic microstructure b)8
kot spro`ilec krhkega loma)1-4. Ta mikrostruktura M-A sestavlja martenzit (letvast in plo{~at) in zaostali avste- nit. Mikrostruktura sestavine M-A lahko vsebuje tudi cementit, ki je izlo~en iz avstenita ali pa nastane kot posledica samopopu{~anja letvastega martenzita. V sestavini M-A se pojavlja cementit v obliki:
a) grobozrnatega pali~astega cementita, izlo~enega po robovih sestavin M-A, ali v zaostalem avstenitu, ali na meji zaostalega cementita in avstenita
b) drobnozrnatega igli~astega ali dendritskega cemen- tita, izlo~enega v letvastem martenzitu.
Grobozrnati pali~asti cementit se izlo~a pri relativno visokih temperaturah neposredno iz avstenita, obogate- nega z ogljikom. Drobnozrnati igli~asti ali dendritski
cementit se izlo~a med samopopu{~anjem letvastega martenzita. Na TVP VTML zvarnega spoja so masivne sestavine M-A sestavljene iz plo{~atega dvoj~i~nega martenzita, letvastega martenzita, zaostalega avstenita in cementita. Plo{~ate sestavine M-A v glavnem sestavlja letvast martenzit z nakopi~enimi dislokacijami. V njih lahko najdemo tudi sledove plo{~atega martenzita, zaostalega avstenita in cementita. Iz tega lahko sklepamo, da je plo{~ati martenzit zna~ilen za masivne sestavine M-A, medtem ko je letvasti cementit zna~ilen za plo{~ate. Dele` zaostalega avstenita je ve~ji pri masivnih sestavinah M-A kot pri plo{~atih. Pri masivnih sestavinah M-A je dele` zaostalega avstenita znatno manj{i od dele`a martenzita. Glede na te ugotovitve lahko sklepamo, da nastaja martenzit v sestavinah M-A pri razli~nih temperaturah Ms. To pomeni, da obstaja tudi
Slika 4:Spreminjanje kemi~ne sestave v masivnih sestavinah M-A glede na ~as∆t8/5pri VTML
Figure 4:Change in the composition of massive M-A constituents
with ∆t8/5at HSLA steels Slika 6:Vpliv ogljika na dele` sestavin M-A
Figure 6:Effect of C content on fraction of M-A constituents Slika 5:Odnos med trdoto in vsebnostjo C v sestavinah M-A Figure 5: Relation between hardness and C content of M-A constituents
a
b
Slika 3:Masivna a) in plo{~ata b) oblika sestavine M-A8 Figure 3:Massive a) and elongated b) shape of M-A constituent8
temperaturno zaporedje, pri katerem nastajajo kon~ni produkti v sestavinah kot sledi5:
– temperatura, pri katerih se izlo~a iz avstenita prosti cementit
– Ms1temperatura letvastega martenzita – Ms2temperatura plo{~atega martenzita
– med temperaturama Ms1 in Ms2 se pri~ne finozrnati cementit izlo~ati v notranjosti letvastega martenzita med procesom samopopu{~anja.
3 NASTANEK IN RAZPADSESTAVIN M-A TER NJIHOV VPLIV NA LOMNO @ILAVOST ZVARA
^e `elimo izbolj{ati lomno `ilavost na TVP zvarnega spoja je treba detajlno poznanje mehanizmov nastanka in razpada sestavin M-A, ki so odvisni od termi~nega cikla varjenja in kemi~ne sestave jekla. Dele` sestavin M-A se pove~uje z ve~jo vsebnostjo C v jeklu (slika 6), zato je treba za izbolj{anje lomne `ilavosti na TVP zmanj{ati vsebnost C v osnovnem materialu1,2,5.
cementita in zo`enje feritne letve, kar ovira nastajanje teh sestavin. Slika 7 shematsko prikazuje nastanek sestavin M-A v primeru, ko je maksimalna temperatura ponovnega segrevanja nad Ac35. Takrat je kaljivost jekla majhna in proces nastajanja sestavin M-A je povsem druga~en kakor v primeru, ko jeklo segrevamo v feritnem in avstenitnem obmo~ju. V obmo~ju segrevanja do temperature Ac3pri~ne nastajati avstenit na podro~ju z visoko vsebnostjo C, tj. na meji primarnih avstenitnih zrn (B, C). Temperature, ki so nekoliko vi{je od Ac3, ne vplivajo na spremembo podro~ja z visoko vsebnostjo ogljika, ker niso dovolj visoke za popolno difuzijo ogljika (D). Med ohlajanjem se poligonalni in bainitni ferit transformirata iz malooglji~nih podro~ij (E, F).
Sestavine M-A nastanejo iz preostalega visokooglji~nega avstenita (G). Pri ve~varkovnem varjenju zvarnega spoja nastanejo sestavine M-A na TVP med delovanjem drugega toplotnega cikla, ko je maksimalna temperatura ponovnega segrevanja podro~ja TVP med Ac1 in Ac3
(slika 8). Sestavine M-A nastanejo vzdol` avstenitnih kristalnih mej. Po pojavu prvega toplotnega ciklusa se pri~ne izlo~evanje karbidov (A) po kristalnih mejah grobega avstenitnega zrna (slika 8).
Med delovanjem drugega toplotnega cikla nastaja avstenit po kristalnih mejah (B), v katerega se raztopijo
Slika 8:Shematski prikaz nastanka sestavin M-A v obmo~juα +γna TVP zaradi toplotnega vpliva naslednjega varka
Figure 8:Schematic illustration of the formation of M-A constituents in theα+γregion
Slika 9:Vpliv dele`a sestavin M-A v odvistnosti od ~asa ∆t8/5na udarno `ilavost VTML
Figure 9: The influence of the fraction of Μ−Αconstituents in relation with∆t8/5on the impact toughness of HSLA steel
Slika 7:Shematski prikaz nastajanja sestavin M-A v obmo~ju z manj{o kaljivostjo
Figure 7:Schematic illustration of formation of M-A constituents in the low-hardenability region
karbidi (C). Med ohlajevanjem feritnega + avstenitnega podro~ja se avstenitno podro~je tem bolj bogati s C, ~im bolj se zmanj{uje dele` avstenita (D). Avstenit se delno spremeni v martenzit, kar povzro~i nastanek sestavin M-A. Na nastanek the sestavin ima velik vpliv ~as∆t8/5
(slika 9). Z dalj{anjem ~asa ∆t8/5 se dele` sestavin pove~uje5. Pri kraj{ih ~asih∆t8/5nastajajo samo plo{~ate sestavine in njihov vpliv na udarno `ilavost ni znaten.
Ob~utno zmanj{evanje udarne `ilavosti nastopi pri dalj{ih ~asih ∆t8/5, ko se pri~ne pove~evati dele`
masivnih sestavin M-A. To pomeni, da nastajanje masivnih sestavin M-A mo~no zmanj{uje `ilavost. Pri dalj{ih ~asih∆t8/5≥100 s pa te sestavine razpadejo v ferit in karbid. Takrat se njihov dele` pri~ne zmanj{evati, kot prikazujeslika 10.
4 SKLEPI
Sestavine M-A so v ve~varkovnem varu in na TVP ter mo~no zni`ujejo lomno `ilavost celotnega zvara.
Njihov dele` se znatno pove~uje z dalj{anjem ohlajeval- nega ~asa∆t8/5zvara.
Razpad teh sestavin nastopi, ko je maksimalna temperatura ponovnega segrevanja pri tretjem toplotnem ciklu pod Ac1. V temperaturnem obmo~ju (300 - 400 °C) se pri~ne najprej delni razpad sestavin M-A z izlo~e- vanjem karbidov. Njihov popoln razpad se pojavi nad 600 - 700 °C. Razpad sestavin M-A na ferit in karbid lahko povzro~imo tudi s toplotno obdelavo zvarnega spoja po varjenju.
Tehnologija ve~varkovnega varjenja VTML je pri raziskavah 1-4 tak{na, da ~asi ∆t8/5 ne prekora~ijo 10 s, kar je s stali{~a nastajanja sestavin M-A na TVP ugodno, ker le-te sploh ne nastajajo. V tem primeru nastane na GZ TVP martenzit in bainit. Zaradi tega je treba variti pobolj{ana VTML z manj{imi vnosi energije oziroma
~asi∆t8/5≤20 s, da sestavine M-A ne nastanejo.
5 LITERATURA
1Praunseis, Z., Toyoda, M., Sundararajan.: Fracture behaviours of fracture toughness testing specimens with metallurgical heteroge- neity along crack front, Steel research, 71(2000)9, 366-370
2Toyoda, M., Praunseis, Z.: Transferability of fracture mechanics parameters to fracture performance evaluation of welds with mismatching, Kovine zlitine tehnologije, 34(2000)6, 513-524
3Praunseis, Z., Sundararajan, Toyoda, M. and Ohata, M.: The Influence of Soft Root on Fracture Behaviours of HSLA Steel Weldments, Materials and Manufacturing Processes, 17(2000)1, 234-254
4Praunseis, Z.: The influence of microstructure on fracture toughness of undermatched weld metal. Metallic Materials, 37(1999)4, 266-279
5Matsuda, F., Fukada, Y.: Review of mechanical and metallurgical investigations of martensite-austenit constituents in welded joints in Japan, Welding in the World, 154(1996)37, 135-139
6Toyoda, M., Praunseis, Z., Ohata, M.: Fracture behaviour of welded joints under static and dynamic loading, Varilna tehnika 49(2000)4, 212-224
7Fukada, Y., Komizo, Y.: Study on critical CTOD property of HAZ in C-Mn microalloyed steel, IIW Doc.IX-1664-92 SC-XI-A, 21, 1992
8Praunseis, Z.: The influence of strength under matched weld metal containing heterogenous regions on fracture properties of HSLA steel weld joints, PhD thesis, Maribor, 1998
Slika 10:Vpliv ~asa∆t8/5na nastanek in razpad sestavin M-A Figure 10: The effect of time ∆t8/5 on the formation and decomposition ofΜ−Αconstituents
